JPS586780B2 - 高速増殖炉炉心材用Ｃｒ−Ｎｉオ−ステナイト鋼 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 この発明は、高速増殖炉の燃料被覆管など、炉心構造材
に用いるＣｒ−Ｎｉオーステナイト系ステンレス鋼に関
する。

この種の用途に用いられる鋼には、■Ｎａに対する耐食
性、■高温強度、■耐スウエリング性が要求される。

ここでスウエリングとは、金属材料が高線量の中性子雰
囲気にあって、かつ３００〜７００℃の高温下において
材料中に空孔（ボイドを生じ、その結果体積膨脹するこ
とを云うが、スウエリングを生じると、炉心構造材の場
合、燃料被覆管の曲りや管径の増大等を生じ、冷却材の
流量が低下して、炉の運転に支障を来たしたり、またラ
ッパ管の寸法変化や曲りが生じ、燃料交換の妨げとなる
から、可及的に避けなければならない一般にこのような
用途には、ＳＵＳ３１６ステンレスなど、オーステナイ
ト系ステンレス鋼が多用されているが、これは上記■，
■及び■のうち■ととくに■に関し不充分である。

数値的には、高温強度：８．４〜／ｍｍ２（６７５℃×
１０４ｈ）、スウエリング量：積分中性子束２×１０２
３ｈ／ｃｍ２で約１６％である。

このうち、問題の多いスウエリングについては従来より
種々の改善策が提案されているが、何れをとってもいま
一つ満足できるものが見当らないＳＵＳ３１６鋼に２０
％程度の冷間加工を施すのもその一方法であるが、これ
は期待する程の効果がない。

また材料の組成調整による方法も２，３挙げられるが、
何れも一長一短である。

オーステナイト系ステンレス鋼に０．４％程度のＴｉま
たは含有炭素量の５倍以上のＴｉを添加する方法は、効
果的ではあるが、Ｔｉの多量添加が加工性の低下を招き
、燃料被覆管等、管体そのものの製造が困難となるほか
、チタンを多量含有すると超音波探傷に際してノイズの
発生が顕著となり、非破壊検査に支障を来たす、などの
欠点がある。

Ｔｉ添加を、スウエリング低減の効果が得られしかも前
記のように加工性の劣下がない程度、つまり０．０３〜
０．０５％に抑えることも試みられたが、このように微
量なＴｉをその狭いレンジ内に規制するのは困難を極め
、生産を思うに任せられない。

上記実状に鑑み本発明は、ＳＵＳ３１６鋼は改良し、加
工性、生産性など、実用上不可欠な要件とともに、下記
の特性を備えるＣｒ−Ｎｉオーステナイト鋼を提供しよ
うとするものである。

■Ｎａに対する耐食性：ＳＵＳ３１６鋼と同等、乃至は
これを上廻る。

■高温強度：ＳＵＳ３１６鋼を凌ぐ１０Ｋｇ／ｍｍ２（
６７５℃×ｌＯ４ｈ）以上。

■耐スウエリング：スウエリング量が積分中性子束２×
１０２３ｎ／ｃｍ２で１０％以下とＳＵＳ３１６鋼より
遥かに小さい。

す々わち本発明鋼は重量％でＣ０．０３〜０．１５％、
Ｓｉ２％以下、Ｍｎ２％以下、Ｎｉ６〜４５％、Ｃｒ９
〜２６％、Ｍｏ１．０〜３．０％及びＰ０．０２〜０．
０５％とＢ０．００１０〜０．０１％の何れか一方又は
双方を含み、更にＴｉ，Ｎｂ，Ｚｒの１種または２種以
上を、下式 ０．３≦（Ｔｉａｔ％−ｔ−Ｎｂａｔ％＋Ｚｒａｔ％）
／Ｃａｔ％≦０．８・・・・・・・・・（１） ０．０４≦Ｃａｔ％−（Ｔｉａｔ％＋Ｎｂａｔ％＋Ｚｒ
ａｔ％）１≦０．４・・・・・・・・・（２） を満足する範囲で含有し、残部鉄及び不純物からなるこ
とを特徴とする高速増殖炉炉心材用Ｃｒ−Ｎｉオーステ
ナイト系ステンレス鋼を要旨とする。

Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒが何れも強力な炭化物形成元素である
ことは云う迄もない。

本発明者らの詳細な実験によれば、これらの炭化物は、
ある特定の条件の下ではその鋼中での存在形態が微細に
分散する状態となり、その場合に限り、高温強度ととも
に耐スウエリング性を顕著に向上させるという、特殊な
効果のあることが明らかとなった。

ＴｉＣ，ＮｂＣ，ＺｒＣ！が微細になると、これら炭化
物を核とするＭ２３０６型の炭化物も微細化し、その結
果スウエリング量が減じられることとなり、またクリー
プ中もＭ２３０６炭化物の凝集が遅延されてクリープ破
断強度の安全性が向上するものと理解できる。

炭化物の微細析出は、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒの総量のＣ量に
対する原子比、すなわち（Ｔｉａｔ％＋Ｚｒａｔ％＋Ｎ
ｂａｔ％）／Ｃａｔ％の導入により規定できる。

第１図のクリープ破断強度に関する実験結果からも判る
ように、この原子比が０．３〜０．８にあれば、炭化物
の析出は必ず微細となすことができる。

０．３を下廻る、或いは０．８を越えるところでは、炭
化物の微細析出は期待できず、高温強度、耐スウエリン
グ性の改善効果が発現しない。

因みにＴｉ，Ｎｂ，Ｚｒの多量の添加は、強度の低下を
招く許りでなく、これらの元素がフエライト生成元素で
あリδ相の発生をも助長するという点からも、好ましく
なく制限されるべきである。

炭化物の微細析出のほか、固溶Ｃにも高温強度並びに耐
スウエリング性に関する効果があることが、本発明者ら
の実験により確認された。

固溶Ｃ、すなわち前記Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒに固定されない
自由Ｃは、転位の運動を抑制し、転位密度が減少するの
を防止する方向に作用するものである。

従って、固溶Ｃがあると、高い転位密度が保持される結
果、クリープ破断強度が良好となる。

また中性子照射によって生じる原子空孔の消滅場所は転
位が主であり、従って固溶Ｃの存在によって転位密度が
高く保持されていれば、原子空孔の消滅が効果的に行わ
れることになるので、原子空孔の集合によるボイド形成
の確率が小さくなり、スウェリング量の低減にもつなが
る。

ただし過剰な自由Ｃは、粗大なＭ２３０６炭化物を粒界
に析出させ効果を下げるばかりでなく、耐食性にも悪影
響を及ぼすから好ましくない。

自由Ｃ量は、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂに固定されないＣ量とし
て、Ｃａｔ％−（Ｔｉａｔ％＋Ｚｒａｔ％＋Ｎｂａｔ％
）で求められるが、充分な効果が得られしかも弊害が生
じない自由Ｃ量の範囲としては、実験の結果から、０．
０４ａｔ％〜０．４ａｔ％であると云うことができる。

第２図として、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ量のＣ量に対する原子
比、自由Ｃ量とスウエリング量の関係を示す一実験結果
を掲げる。

上記原子比が０．３〜０．８にあり、かつ自由Ｃ量が０
．０４ａｔ％〜０．４ａｔ％の場合に限り、スウエリン
グ量（積分中性子束：２×１０２３ｎ／ｃｍ２）が５％
以下と、著しく低くなっている。

ここで、この二つの条件を満たすＴｉ，Ｎｂ，Ｚｒの含
有は、重量％でＣ量０．０３〜０．１５％（本発明範囲
）の場合、先に従来例として挙げたＴｉ添加による対策
のように加工性を害するといった悪影響の懸念はなく、
しかもレンジが比較的広くなるので製造における管理が
特に困難とはならず、量産にも適する。

因みに、従来例におけるＴｉ添加は、そのレンジからし
て、前記炭化物の微細析出による効果を意図するもので
ないことは明らかで、事実上記のレンジ設定のない限り
その効果の発現は期待できない。

以下、本発明鋼のその他の各要件限定の理由について詳
細に説明する（いずれも重量％）。

Ｃは、先に述べたように他の合金元素Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ
，Ｎｂ，Ｚｒ等と結びついて炭化物を形成し、Ｃｒ−Ｎ
ｉオーステナイト鋼のクリープ強度を高めるとともに耐
スウエリング性向上にも効果がある。

ただしその含有量が０．０３％未満では目立った効果な
く、また０．１％を越えると反って機械的性質、耐食性
の劣化を招き好ましくない。

Ｏｒは、Ｎａ中の耐食性が９％未満では不充分であり、
２６％を超えるとσ相が生成しやすく、機械的性質を損
なう。

Ｎｉは鋼をオーステナイトに保つためには６％以上必要
である。

一方４５％を越えると高価となるとともに高温強度にも
効果が得られない。

Ｍｎは、加工性に有効な元素であるが、２％を越えると
硬脆化相の生成を速める。

Ｓｉは、脱酸元素として有効であるが、フエライト生成
元素であるために２％を越えるとかえってσ相生成を促
進する。

Ｍｏについては、クリープ強度改善にきわめて有効な元
素であるが、１％未満では十分な効果が得られない。

他方Ｍｏは強力なフエライト形成元素であるため、３％
を越えた場合δ相生成が顕著となり機械的性質を劣化さ
せる許りでなく、不経済である。

Ｐは高温強度を上げるのに効果があるのが、０．０２％
未満では十分な効果が得られず、また０．０５％を越え
ると高温延性に低下を来たすので、含有は０．０２〜０
．０５％が望ましい。

Ｂも同じく高温強度の改善に有効な元素であり、十分な
効果を得るには０．００１０％以上の含有が必要である
が、反面０．０１％を越えると熱間加工性、溶接性が損
われるため、含有量としては０．００１０％〜０．０１
％が適当である。

とのＰとＢは、何れか一方だけでも高温強度が不足する
ようなことはなく、当然のことながらその複合添加では
高温強度は一段と高くなる。

次に本発明の実施例について説明する。

第１表に示す成分の鋼（１）〜（１７）から２ｍｍ厚の
板材を製造し、これに最終溶体化温度１０４０〜１１０
０℃にて溶体化処理を施し、しかるのち２０％の冷間加
工を行なった。

鋼Ｎｏ．１は、現用３１６ステンレス鋼、同じく２，３
はその他の比較鋼、そして同４〜１７が本発明鋼である
。

上記各板材について、高温強度、耐スウエリング性を調
査した。

第３図はその結果を示しており、横軸は７００℃×１０
３ｈ（６７５℃×１０４ｈに相当）でのクリープ破断強
度（Ｋｇ／ｍｍ２）、縦軸は積分中性子束２×１０２３
ｎ／ｃｍ２相当の照射でのスウエリング量である。

また、第２図はこの結果を、［Ｃａｔ％−（Ｔｉａｔ％
＋Ｎｂａｔ％＋Ｚｒａｔ％）］と［（Ｔｉａｔ％＋Ｎｂ
ａｔ％＋Ｚｒａｔ％）／Ｃａｔ％〕がスウエリング量に
及ぼす影響としてまとめ上げたものである。

第１図において、本発明鋼は何れもスウエリング量５％
以下、クリープ破断強度１５〜１７Ｋｇ／ｍｍ２と所期
の目的に沿った特性が得られている。

これに対しＳＵＳ３１６鋼をはじめとする比較鋼では、
スウエリング量、クリープ破断強度の何れの点でも満足
できる値とはなっていない。

第４図は、本発明鋼のＮａに対する耐食性を確認するた
め、第１表中からいくつかの鋼を選び、Ｎａ中脱浸炭性
を調査したその結果を示す。

調査は、６００℃の流動Ｎａ中に２０１０ｈ板材を浸漬
しその後脱浸炭層のＣ量を分析し、元のＣ量との差△Ｃ
を求める方法によった。

同図から、本発明鋼はＮａ中脱浸炭がきわめて小さいこ
とがわかる。

第５図は本発明鋼とＳＵＳ３１６鋼現用鋼のＮａ中での
腐食速度を較べたものである。

腐食速度の調査は、６００℃、５５０℃、５００℃の各
温度のＮａ中に供試材を２０１０ｈ浸漬しそのときの腐
食量から腐食速度を求める方法によった。

何れの温度においても本発明鋼４と１２は、現用鋼１に
匹敵、乃至はこれを凌ぐ値を示している。

以上の説明から明らかな如く本発明のＮｉ−Ｃｒオース
テナイト鋼は、 ■耐食性の点ではＳＵＳ３１６鋼と同等、或いはこれを
上廻る。

■耐スウエリング量が積分中性子束２×１０２３ｎ／ｃ
ｍ２で１０％以下。

■クリープ破断強度は６７５℃×１０４ｈで１０Ｋｇ／
ｍｍ２を越える。

■加工性、生産性など、実用上不可欠な要件を具備する
。

など、優れた特性を有しており、高速増殖炉炉心用材と
してきわめて好適なものである。

【図面の簡単な説明】 第１図はＴｉ，Ｎｂ，Ｚｒ量／Ｃ量がクリープ破断強度
に及ぼす影響を示す図表、第２図はＴｉ，Ｎｂ，Ｚｒ量
／Ｃ量と自由Ｃ量が耐スウエリング性に与える影響を示
す図表、第３図は供試材の高温強度と耐スウエリング性
を示す図表、第４図は供試材のＮａ中脱浸炭性を示す図
表、第５図は供試材のＮａ中での腐食速度を示す図表で
ある。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量％でＣ０．０３〜０．１５％、Ｓｉ２％以下、
   Ｍｎ２％以下、Ｎｉ６〜４５％、Ｃｒ９〜２６％、Ｍｏ
   １．０〜３．０％及び、ＰＯ．０２〜０．０ ５％とＢ
   ０．００１０〜０．０１％の何れか一方又は双方を含み
   、更にＴｉ，Ｎｂ，Ｚｒの１種または２種以上を、下式 ０．３≦（Ｔｉａｔ％＋Ｎｂａｔ％＋Ｚｒａｔ％）／Ｃ
   ａｔ％≦０．８・・・・・・・・・（１） ０．０４ａｔ％≦Ｃａｔ％−（Ｔｉａｔ％＋Ｎｂａｔ％
   ＋Ｚｒａｔ％）≦０．４ａｔ％
   ・・・・・・・・・（２）を満足する範囲で含有し
   、残部鉄及び不純物からなることを特徴とする高速増殖
   炉炉心材用Ｏｒ−Ｎｉオーステナイト鋼。